CN104271783A

CN104271783A - 用作端子或连接器材料的铜合金板及用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法

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Publication number: CN104271783A
Application number: CN201380023308.1A
Authority: CN
Inventors: 大石惠一郎; 外薗孝; 高崎教男; 中里洋介
Original assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd; Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd; Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2013-01-25
Filing date: 2013-03-19
Publication date: 2015-01-07
Anticipated expiration: 2033-03-19
Also published as: TWI454585B; US10020088B2; KR20140127911A; TW201430150A; US20150318068A1; US20160104550A1; MX2014012441A; IN2014MN01997A; MX342116B; US9957589B2; WO2014115342A1; WO2014115307A1; SG11201406611QA; CN104271783B; US20150122380A1

Abstract

本申请的用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，Ni为0.35～0.85质量％时，具有7≤[Ni]/[P]≤40的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

Description

用作端子或连接器材料的铜合金板及用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法

技术领域

本发明涉及一种用作端子或连接器材料的铜合金板及用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法。尤其涉及一种抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性及焊料润湿性优异的端子/连接材料用铜合金板及用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法。

本申请根据2013年01月25日向日本专利局提出国际申请的PCT/JP2013/051602主张优先权，该内容援用于本说明书中。

背景技术

一直以来，作为使用于电气部件、电子部件、汽车部件、通信器件、电子/电气器件等的连接器、端子、继电器、弹簧、开关、半导体、引线框架等的构成材料，使用高导电且具有高强度的铜合金板。然而，随着近些年这种器件的小型化、轻质化及高性能化，对使用于这些的构成材料也非常严格地要求改善特性。例如，连接器的弹簧接点部使用极薄板，但为了谋求薄壁化，对构成这种极薄板的高强度铜合金要求具有较高强度以及伸展率与强度的高度平衡。进一步要求在生产率、经济性优异以及导电性、耐蚀性(耐应力腐蚀破裂、耐脱锌腐蚀及耐迁移)、应力松弛特性、焊料润湿性等上不存在问题。

并且，在使用于电气部件、电子部件、汽车部件、通信器件、电子/电气器件等的连接器、端子、继电器、弹簧、开关、半导体、引线框架等的构成材料中，以伸展率、弯曲加工性优异为前提，要求薄壁化，因此存在需要更高强度和更高导电率的部件及部位。然而，强度和导电率为相反的特性，若强度提高，则导电率通常下降。其中，有的部件要求作为高强度材料例如为500N/mm²或其以上的抗拉强度，且更高的导电率(约30％IACS以上，例如36％IACS左右)。另外，还存在例如靠近汽车引擎室的使用环境温度较高时要求应力松弛特性、耐热性更优异的部件。

作为高导电、高强度铜合金，通常众所周知的是铍铜、磷青铜、镍银、黄铜和添加Sn的黄铜，但这些通常的高强度铜合金存在以下问题，无法应对上述要求。

铜合金中，铍铜具有最高强度，但铍铜对人体非常有害(尤其在熔融状态下，即使铍蒸气为极微量，也非常危险)。因此，难以进行铍铜制部件或包含该铍铜制部件的产品的废弃处理(尤其是焚烧处理)，用于制造的熔解设备所需的最初成本变得极其高。因此，为了获得预定特性而在制造的最终阶段需要进行固溶处理，并且包括制造成本在内的经济性上存在问题。

磷青铜、镍银的热加工性较差，难以通过热轧制造，因此通常通过卧式连续铸造来制造。因此，生产率较差，能量成本较高，成品率也较差。并且，作为高强度的代表品种的弹簧用磷青铜和弹簧用镍银中含有大量昂贵的Sn、Ni，因此导电性较差，且经济性上也存在问题。

黄铜及仅添加有Sn的黄铜虽廉价，但不仅强度上无法得到满足，而且应力松弛特性较差、导电性较差、且耐蚀性上存在问题(应力腐蚀及脱锌腐蚀)，所以不适合作为上述谋求小型化、高性能化的产品构成材料。

因此，这种通常的高导电/高强度铜合金无论如何都无法满足如所述趋于小型化、轻质化、高性能化的各种器件的部件构成材料，强烈要求开发新的高导电、高强度铜合金。

作为如上述的用于满足高导电、高强度的要求的合金，已知有例如专利文献1中所示的Cu-Zn-Sn合金。然而，在专利文献1所涉及的合金中导电性和强度也不充分。

专利文献1：日本特开2007-056365号公报

发明内容

本发明是为了解决上述的以往技术的问题而完成的，其课题在于提供一种抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电性、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性、焊料润湿性优异的用作端子或连接器材料的铜合金板。

本发明人等着眼于0.2％屈服强度(永久变形成为0.2％时的强度，以下有时简称为“屈服强度”)与结晶粒径D的-1/2乘方(D^-1/2)成比例而上升的这种霍尔-佩奇(Hall-Petch)关系式(参考E.O.Hall，Proc.Phys.Soc.London.64(1951)747.及N.J.Petch,J.Iron Steel Inst.174(1953)25.)，认为能够通过使晶粒微细化来获得可满足上述的时代要求的高强度铜合金，所以对晶粒的微细化进行了各种研究及实验。

其结果，获得了以下见解。

基于添加元素能够通过铜合金的再结晶来实现晶粒的微细化。使晶粒(再结晶晶粒)微细化至某种程度以下，由此能够显著提高以抗拉强度及屈服强度为主的强度。即，随着平均结晶粒径变小，强度也增大。

具体而言，关于晶粒的微细化中添加元素的影响进行了各种实验。由此查明了以下事项。

对Cu添加Zn、Sn具有使再结晶核的核生成位置增加的效果。另外，对Cu-Zn-Sn合金添加P、Ni、进而添加Co、Fe具有抑制晶粒生长的效果。因此查明了通过利用这些效果，能够获得具有微细晶粒的Cu-Zn-Sn-P-Ni系合金、Cu-Zn-Sn-P-Ni-Co系合金、Cu-Zn-Sn-P-Ni-Fe系合金及Cu-Zn-Sn-P-Ni-Co-Fe系合金。

即，认为再结晶核的核生成位置增加的主要原因之一是通过添加原子价分别为2价、4价的Zn、Sn来降低层错能的。认为，将其生成的微细的再结晶晶粒维持成微细状态即抑制晶粒生长的原因在于通过添加P、Ni、Co、Fe而生成微细析出物。但是，其中仅以再结晶晶粒的超微细化为目标是无法取得强度、伸展率及弯曲加工性的平衡的。已明确，为了保持平衡，在进行再结晶晶粒的微细化上保持余地，即某一范围大小的晶粒微细化区域较佳。关于晶粒的微细化或超微细化，在JIS H 0501中记载的标准照片中最小的晶粒粒度为0.010mm。因此，认为将具有0.008mm以下程度的平均结晶粒径的称为晶粒已被微细化，平均结晶粒径为0.004mm(4微米)以下的称为晶粒被超微细化也无妨。

本发明是基于上述的本发明人等的见解而完成的。即，为了解决所述课题，提供以下发明。

本发明提供一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其中，该用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，Ni为0.35～0.85质量％时，具有7≤[Ni]/[P]≤40的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

根据本发明的用作端子或连接器材料的铜合金板，晶粒的平均粒径和析出物的平均粒径处于预定的优选范围内，因此抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异。

Ni为0.35～0.85质量％时，7≤[Ni]/[P]≤40，因此应力松弛率变得良好。

另外，圆形或椭圆形的析出物不仅包括完整的圆形和椭圆形，而且近似圆形和椭圆形的形状也包括在对象内。

并且，本发明提供一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其中，该用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)，Co的含量[Co](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，Ni为0.35～0.85质量％时，具有7≤[Ni]/[P]≤40的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

根据本发明的用作端子或连接器材料的铜合金板，通过含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，能够使晶粒微细化并提高强度。

另外，本发明提供一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其中，该用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，具有7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，耐应力腐蚀破裂性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

并且，本发明提供一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其中，该用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)，Co的含量[Co](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，具有7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，耐应力腐蚀破裂性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

根据本发明的用作端子或连接器材料的铜合金板，Zn量设为8.5～12.0质量％、Ni量设为0.40～0.85质量％，具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，设为7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9，由此能够获得较高强度且提高强度和耐应力松弛特性、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂、杨氏模量的平衡。

本发明所涉及的上述4种用作端子或连接器材料的铜合金板，具体而言，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

本发明所涉及的上述4种用作端子或连接器材料的铜合金板，优选为该用作端子或连接器材料的铜合金板通过包括对铜合金材料进行冷轧的精冷轧工序及根据需要在所述精冷轧工序之后实施的恢复热处理工序的制造工序来制造，所述铜合金材料的平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率设为C(％IACS)，相对于轧制方向呈0度的方向上的抗拉强度、屈服强度及伸展率分别设为Pw(N/mm²)、Py(N/mm²)及L(％)时，在所述精冷轧工序之后，或者所述恢复热处理工序之后，C≥29、Pw≥500、3200≤[Pw×{(100+L)/100}×C^1/2]≤4100，或者C≥29、Py≥480、3100≤[Py×{(100+L)/100}×C^1/2]≤4000，相对于轧制方向呈0度的方向的抗拉强度与相对于轧制方向呈90度的方向的抗拉强度之比为0.95～1.05，或者相对于轧制方向呈0度的方向的屈服强度与相对于轧制方向呈90度的方向的屈服强度之比为0.95～1.05。

此时，由于导电率、抗拉强度及伸展率的平衡优异且抗拉强度与屈服强度没有方向性，因此以连接器、端子为首，适于继电器、弹簧、开关、半导体及引线框架等的构成材料等。

另外，本发明中，对具有预定粒径的晶粒和预定粒径的析出物的铜合金材料进行冷轧，但即使进行冷轧，也能够识别轧制前的晶粒和析出物。因此，在轧制后，能够测定轧制前的晶粒的粒径和析出物的粒径。并且，由于晶粒和析出物被轧制后其体积也相同，因此晶粒的平均结晶粒径和析出物的平均粒径在冷轧前后并无改变。

并且，本发明中，可根据需要在所述精冷轧工序之后实施恢复热处理工序。

在所述精冷轧工序之后进行恢复热处理工序时，在所述恢复热工序之后，C≥29、Pw≥500、R/t≤0.5、3200≤[Pw×{(100+L)/100}×C^1/2]≤4100，或者C≥29、Py≥480、R/t≤0.5、3100≤[Py×{(100+L)/100}×C^1/2]≤4000，相对于轧制方向呈0度的方向的抗拉强度与相对于轧制方向呈90度的方向的抗拉强度之比为0.95～1.05，或者相对于轧制方向呈0度的方向的屈服强度与相对于轧制方向呈90度的方向的屈服强度之比为0.95～1.05即可。

此时，由于进行恢复热处理，因此应力松弛率、杨氏模量、弹簧极限值及伸展率得以提高。

本发明所涉及的上述4种用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法，依次包括热轧工序、冷轧工序、再结晶热处理工序及所述精冷轧工序，所述热轧工序的热轧开始温度为800～940℃，最终轧制后的温度或者650℃至350℃的温度区域的铜合金材料的冷却速度为1℃/秒以上，所述冷轧工序中的冷加工率为55％以上，所述再结晶热处理工序具备：加热步骤，将所述铜合金材料加热成预定温度；保持步骤，在该加热步骤后，以预定温度将该铜合金材料保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤后，将该铜合金材料冷却至预定温度，在所述再结晶热处理工序中，该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)、在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm(分钟)、所述冷轧工序中的冷加工率设为RE(％)时，550≤Tmax≤790、0.04≤tm≤2、460≤{Tmax-40×tm^-1/2-50×(1-RE/100)^1/2}≤580。

另外，根据铜合金板的板厚，可以在所述热轧工序与所述冷轧工序之间进行一次或多次成对的冷轧工序和退火工序。

本发明所涉及的上述用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法，优选在所述精冷轧工序之后实施恢复热处理工序，在所述恢复热处理工序中，该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2(℃)、在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm2(分钟)、所述精冷轧工序中的冷加工率设为RE2(％)时，160≤Tmax2≤650、0.02≤tm2≤200、60≤{Tmax2-40×tm2^-1/2-50×(1-RE2/100)^1/2}≤360。

另外，从本发明所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板的用途考虑，有时在精轧制后镀Sn，在熔融镀Sn、回流镀Sn等电镀时Sn熔融，材料表面温度上升，因此即使无法满足所述恢复热处理条件也能够以该电镀处理工序代替本恢复热处理工序。

通过实施恢复热处理工序，能够提高应力松弛率、杨氏模量、弹簧极限值及伸展率。

根据本发明，用作端子或连接器材料的铜合金板的抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异。

附图说明

图1是合金No.2(试验No.T18)的铜合金板的透射电子显微镜照片。

具体实施方式

对本发明的一实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板进行说明。

本说明书中，在表示合金组成时，如[Cu]般带[]括号的元素符号表示该元素的含量值(质量％)。并且，本说明书中利用该含量值的表示方法示出多个计算公式。然而，0.001质量％以下的Co含量、0.01质量％以下的Ni含量对铜合金板特性的影响较少。因此，在后述的每一个计算公式中，0.001质量％以下的Co含量及0.01质量％以下的Ni含量作为0计算。

并且，每一种不可避免杂质的含量对铜合金板特性的影响较少，因此未包含在后述的每一个计算公式中。例如，0.01质量％以下的Cr当作不可避免杂质。

并且，本说明书中，作为表示Zn、Sn、P、Co及Ni的含量平衡的指标如下规定组成指数f1。

组成指数f1＝[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]

另外，本说明书中，作为再结晶热处理工序及恢复热处理工序中的表示热处理条件的指标如下规定热处理指数It。

各个热处理时的铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)、在比铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm(分钟)、在各个热处理(再结晶热处理工序或恢复热处理工序)与各个热处理之前进行的伴随再结晶的工序(热轧或热处理)之间进行的冷轧的冷加工率设为RE(％)时，如下规定。

热处理指数It＝Tmax-40×tm^-1/2-50×(1-RE/100)^1/2

并且，作为表示导电率、抗拉强度及伸展率的平衡的指标，如下规定平衡指数f2、f21。

导电率设为C(％IACS)、抗拉强度设为Pw(N/mm²)、屈服强度设为Py(N/mm²)、伸展率设为L(％)时，如下规定。

平衡指数f2＝Pw×{(100+L)/100}×C^1/2

即，平衡指数f2是Pw、(100+L)/100及C^1/2之积。

平衡指数f21＝Py×{(100+L)/100}×C^1/2

即，平衡指数f21是Py、(100+L)/100及C^1/2之积。

第1实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板是对铜合金材料进行精冷轧而制造的。铜合金材料的平均结晶粒径为2.0～8.0μm。铜合金材料中存在圆形或椭圆形的析出物，析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上。而且，用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质。Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，Ni为0.35～0.85质量％时，7≤[Ni]/[P]≤40。

由于冷轧前的铜合金材料的晶粒的平均粒径和析出物的平均粒径处于上述预定的优选范围内，因此该用作端子或连接器材料的铜合金板的抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异。并且，由于Ni为0.35～0.85质量％时，7≤[Ni]/[P]≤40，因此应力松弛率更良好。

关于晶粒的平均粒径和析出物的平均粒径的优选范围将在后面进行叙述。

第2实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板是对铜合金材料进行精冷轧而制造的。铜合金材料的平均结晶粒径为2.0～8.0μm。铜合金材料中存在圆形或椭圆形的析出物，该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上。而且，用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质。Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)，Co的含量[Co](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，Ni为0.35～0.85质量％时，具有7≤[Ni]/[P]≤40的关系。

通过含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，能够使晶粒微细化并提高强度。并且，Ni为0.35～0.85质量％时，7≤[Ni]/[P]≤40，因此应力松弛率更良好。

第3实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板是对铜合金材料进行精冷轧而制造的。铜合金材料的平均结晶粒径为2.0～8.0μm。铜合金材料中存在圆形或椭圆形的析出物，该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上。而且，用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且具有7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9的关系。

第4实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板是对铜合金材料进行精冷轧而制造的。铜合金材料的平均结晶粒径为2.0～8.0μm。铜合金材料中存在圆形或椭圆形的析出物，该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上。而且，用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn](质量％)、Sn的含量[Sn](质量％)、P的含量[P](质量％)，Co的含量[Co](质量％)及Ni的含量[Ni](质量％)具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且具有7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9的关系。

将Zn量设为8.5～12.0质量％、Ni量设为0.40～0.85质量％，具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，设为7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9，由此能够获得更高强度且提高强度和耐应力松弛特性、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂、杨氏模量的平衡。

接着，对本实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板的优选制造工序进行说明。

制造工序依次包括热轧工序、第1冷轧工序、退火工序、第2冷轧工序、再结晶热处理工序及上述精冷轧工序。对各工序设定所需的制造条件的范围，将该范围称为设定条件范围。另外，本实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板如上述通过具有精冷轧工序的制造工序来制造，因此，以下用作端子或连接器材料的铜合金板也可适当地称为轧制板。

就用于热轧的铸块的组成而言，用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，组成指数f1调整为11≤f1≤19范围内，Ni为0.35～0.85质量％时，调整为7≤[Ni]/[P]≤40。将该组成的合金称为第1发明合金。

并且，就用于热轧的铸块的组成而言，用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，组成指数f1调整为11≤f1≤19范围内，Ni为0.35～0.85质量％时，调整为7≤[Ni]/[P]≤40。将该组成的合金称为第2发明合金。

另外，就用于热轧的铸块的组成而言，用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，组成指数f1调整为17≤f1≤19范围内，并且调整为7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9。将该组成的合金称为第3发明合金。

并且，就用于热轧的铸块的组成而言，用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，组成指数f1调整为17≤f1≤19范围内，并且调整为7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9。将该组成的合金称为第4发明合金。

将这些第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金及第4发明合金统称为发明合金。

热轧工序的热轧开始温度为800～940℃，最终轧制后的温度或者650℃至350℃的温度区域的轧制材料的冷却速度为1℃/秒以上。

第1冷轧工序中，冷加工率为55％以上。

如后述，退火工序条件是，若将再结晶热处理工序后的结晶粒径设为D1、之前的退火工序后的结晶粒径设为D0、该再结晶热处理工序与该退火工序之间的第2冷轧的冷加工率设为RE(％)，则满足D0≤D1×4×(RE/100)。该条件是：例如在退火工序具备“加热步骤，将铜合金材料加热成预定温度；保持步骤，在加热步骤后，以预定温度将铜合金材料保持预定时间；及冷却步骤，在保持步骤后，将铜合金材料冷却至预定温度”的情况下，将铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)、在比铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm(分钟)、所述第1冷轧工序中的冷加工率设为RE(％)时，420≤Tmax≤800、0.04≤tm≤600、390≤{Tmax-40×tm^-1/2-50×(1-RE/100)^1/2}≤580。

退火工序中满足D0≤D1×4×(RE/100)很重要，当然可进行间歇式热处理，也可以以420℃～580℃温度实施600分钟以上。

当轧制板的精冷轧工序后的板厚较厚时，可以不进行该第1冷轧工序和退火工序，较薄时可以进行多次第1冷轧工序和退火工序。第1冷轧工序和退火工序的实施与否或实施次数由热轧工序后的板厚与精冷轧工序后的板厚的关系决定。

再结晶热处理工序具备：加热步骤，将铜合金材料加热成预定温度；保持步骤，在加热步骤后，以预定温度将铜合金材料保持预定时间；及冷却步骤，在保持步骤后，将铜合金材料冷却至预定温度。

在此，若铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)、在比铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm(分钟)，则再结晶热处理工序满足以下条件。

(1)550≤最高到达温度Tmax≤790

(2)0.04≤保持时间tm≤2

(3)460≤热处理指数It≤580

如后述，还有时在该再结晶热处理工序之后进行恢复热处理工序，但该再结晶热处理工序成为使铜合金材料进行再结晶的最终热处理。

在该再结晶热处理工序后，铜合金材料具有如下金属组织：平均结晶粒径为2.0～8.0μm，存在圆形或椭圆形的析出物，该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm，或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的比例为70％以上。

精冷轧工序中，冷加工率为20～65％。

可以在精冷轧工序之后进行恢复热处理工序。并且，从本实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板的用途考虑，有时在精轧制后镀Sn，在熔融镀Sn、回流镀Sn等电镀时，随Sn的熔融而材料表面温度上升，因此能够以该电镀处理时的加热工艺工序代替本恢复热处理工序。

恢复热处理工序具备：加热步骤，将铜合金材料加热成预定温度；保持步骤，在加热步骤后，以预定温度将铜合金材料保持预定时间；及冷却步骤，在保持步骤后，将铜合金材料冷却至预定温度。

在此，若铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)、在比铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm(分钟)，则恢复热处理工序满足以下条件。

(1)160≤最高到达温度Tmax≤650

(2)0.02≤保持时间tm≤200

(3)60≤热处理指数It≤360

接着，对各元素的添加理由进行说明。

Zn是构成发明的主要元素，原子价为2价，降低层错能，退火时，增加再结晶核的生成位置，且将再结晶晶粒微细化及超微细化。并且，通过Zn的固溶，不损害弯曲加工性而提高抗拉强度和屈服强度、弹簧特性等，并提高基体的耐热性及应力松弛特性，并且提高焊料润湿性及耐迁移性。Zn其金属成本廉价，且降低铜合金的比重，还有经济上的优点。虽然也取决于与Sn等其他添加元素之间的关系，但为了发挥所述效果，Zn需含有至少4.5质量％以上，优选为5.0质量％以上，最优选5.5质量％以上。另一方面，虽然也取决于与Sn等其他添加元素之间的关系，但即使含有超过12.0质量％的Zn，有关晶粒的微细化及强度的提高，开始显现不出与含量相当的显著效果，导电率下降，杨氏模量下降，伸展率及弯曲加工性变差，耐热性、应力松弛特性下降，应力腐蚀破裂的感受性增强，焊料润湿性也变差。因此优选11质量％以下。Zn在本申请中的设定范围、最佳为5.0质量％以上且11质量％以下时，提高基体的耐热性，通过与Ni、Sn、P的相互作用，尤其提高应力松弛特性，并具备优异的弯曲加工性、较高强度、杨氏模量及所希望的导电性。即使原子价为2价的Zn含量在上述范围内，若单独添加Zn，则难以使晶粒微细化，为了将晶粒微细至预定粒径，需考虑与后述的Sn、Ni、P的共添加以及组成指数f1的值。同样，为了提高耐热性、应力松弛特性、强度/弹簧特性，需考虑与后述的Sn、Ni、P的共添加以及组成指数f1的值。

另外，当Zn为8.5质量％以上，进一步为9质量％以上时，虽然能够获得较高抗拉强度和屈服强度，但如上述，随Zn量的增加，弯曲加工性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性变差，并且杨氏模量变低。为了提高这些特性且使这些特性更优异，尤其是与Ni或Sn的相互作用以及组成系数f1的值变得更为重要。

Sn是构成发明的主要元素，原子价为4价，降低层错能，在含有Zn并且进行退火时，增加再结晶核的生成位置，使再结晶晶粒微细化及超微细化。尤其是通过与4.5质量％以上、优选为5.0质量％以上、更优选5.5质量％以上的2价Zn的共添加，即使含有少量的Sn，也显著显现出其效果。并且，Sn固溶于基体，从而提高抗拉强度和屈服强度、弹簧特性等，并提高基体的耐热性，提高应力松弛特性，还提高耐应力腐蚀破裂性。为了发挥所述效果，Sn需含有至少0.40质量％以上，优选为0.45质量％以上，最优选0.50质量％以上。另一方面，Sn的含有使导电率变差，虽然也取决于与Zn等其他元素之间的关系，但若Sn的含量超过0.9质量％，则得不到大致纯铜的30％以上的29％IACS以上的较高导电率，并降低弯曲加工性、杨氏模量、焊料润湿性、应力松弛特性及耐应力腐蚀破裂性。Sn的含量优选为0.85质量％以下，最优选0.80质量％以下。

Cu是构成发明合金的主元素，因此作为剩余部分。其中，为了实现本发明、以及确保依赖于Cu浓度的导电性及耐应力腐蚀破裂性、并保持应力松弛特性、伸展率、杨氏模量、应力松弛特性及焊料润湿性，优选为87质量％以上。另一方面，为了获得较高强度，优选为94质量％以下。

P具有其原子价为5价时使晶粒微细化的作用及抑制再结晶晶粒生长的作用，但由于含量较少，所以后者的作用较大。P的一部分与后述的Ni以及Co或Fe化合而形成析出物，能够进一步强化再结晶晶粒生长抑制效果。为了抑制再结晶晶粒生长，需存在圆形或椭圆形的析出物，且该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm，或者在析出颗粒中粒径为4.0～25.0nm的析出颗粒所占的个数比例为70％以上。属于该范围的析出物的抑制退火时的再结晶晶粒生长的作用和效果大于析出强化，区别于仅仅基于析出的强化作用。并且，这些析出物具有提高应力松弛特性的效果。而且，P具有在含有本申请范围的Zn和Sn的条件下，通过与Ni的相互作用，显著提高作为本申请的主题之一的应力松弛特性的效果。

为了发挥这些效果，P至少需要0.010质量％以上，优选为0.015质量％以上，最优选为0.020质量％以上。另一方面，即使含有超过0.080质量％，基于析出物的再结晶晶粒生长的抑制效果也是饱和，若存在过量析出物，则伸展率及弯曲加工性反而下降。因此P优选为0.070质量％以下。

Ni的一部分与P相结合，或者与P、Co相结合而生成化合物，其余则会固溶。Ni通过与以本申请中规定的浓度范围含有的P、Zn、Sn的相互作用，提高应力松弛特性，提高合金的杨氏模量，并提高焊料润湿性、耐应力腐蚀破裂性，通过所形成的化合物抑制再结晶晶粒生长。为了发挥这些作用，需含有至少0.20质量％以上。尤其是应力松弛特性，在含有0.35质量％的Ni时发挥显著效果，含有0.40质量％以上、进一步含有0.50质量％以上的Ni时变得更加显著。另一方面，由于Ni量的增加阻碍导电率且应力松弛特性也饱和，因此Ni的含量为0.85质量％以下，最优选为0.80质量％以下。并且，为了在与Sn之间的关系上满足后述的组成的关系式的同时，尤其提高应力松弛特性、杨氏模量及弯曲加工性，Ni的含量含有Sn含量的0.5倍以上、优选为0.55倍以上，更优选含有Sn含量的0.6倍或其以上。这是因为在原子浓度上Ni的含量等于或超出Sn的含量，由此提高应力松弛特性。另一方面，从强度、导电率及应力松弛特性的关系考虑，Ni的含量限于Sn含量的2倍以下，进一步限于1.9倍以下，最优选限于1.8倍以下为较佳。综上，为了兼备优异的应力松弛特性和较高强度、导电率，[Ni]/[Sn]为0.5以上、优选为0.55以上，并且2以下、优选为1.9以下为佳。

端子或连接器需要特别高的强度时，后述的17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19中，Zn为8.5质量％以上时，Ni优选为0.4质量％以上，更优选0.45质量％以上，进一步优选0.5质量％以上，并且为0.85质量％以下，而且[Ni]/[Sn]为0.55以上、优选为0.6以上，并且为1.9以下、优选为1.8以下，则成为具备应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、弯曲加工性及杨氏模量良好的特性的合金。为了使这些特性良好，需要随着Zn的增加而增加Ni的量，作为其他表达方式，在Zn与Ni的关系中，若关系式[Ni]/[Zn+1.5]为0.04以上，则成为高强度和其他特性之间的平衡良好的合金。

另外，Ni与P的配合比很重要，为了提高应力松弛特性，Ni为0.35～0.85质量％或0.4～0.85质量％时，[Ni]/[P]优选为7以上，为8以上时变得更加显著。并且，为8以上时弯曲加工性也变得良好。上限是40以下为较好，优选为30以下。并且，为30以下时强度变得更高。

Co的一部分含量与P相结合，或者与P、Ni相结合而生成化合物，其余则会固溶。Co抑制再结晶晶粒生长，并提高应力松弛特性。为了发挥该效果，需含有0.005质量％以上，优选为0.010质量％以上。另一方面，即使含有0.08质量％以上，不仅效果饱和，而且晶粒生长抑制效果过度起效而得不到所希望大小的晶粒，导电性因制造工序下降。另外，析出物的数量变多，或者析出物粒径变细，因此弯曲加工性下降，力学性能上易产生方向性。因此优选为0.04质量％以下，最优选为0.03质量％以下。

为了进一步发挥Co的晶粒生长抑制效果，且将导电率下降抑制在最小限度内，[Co]/[P]为0.15以上，优选为0.3以上。另一方面，上限为2.5以下，优选为2以下。

Fe能够与Co相同地加以利用。即，含有0.004质量％以上的Fe而形成Fe-Ni-P或者Fe-Ni-Co-P化合物，由此与含有Co时相同地发挥晶粒生长抑制效果，并提高强度及应力松弛特性。然而，所形成的Fe-Ni-P等化合物的粒径小于Ni-Co-P化合物。如后述，需满足该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm，或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的比例为70％以上的条件。另外，析出物颗粒的数量也成问题，因此Fe的上限为0.04质量％，优选为0.03质量％。由于P-Ni及P-Co-Ni的组合中含有Fe，因此化合物的形态成为P-Ni-Fe及P-Co-Ni-Fe。将Fe浓度控制在优选范围内，由此成为强度尤其高而且高导电且弯曲加工性及应力松弛特性的平衡良好的材料。

因此，为了实现本申请课题，能够有效地利用Fe。

并且，上述第1实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板及第2实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板中，导电率为29％IACS以上，就耐应力松弛特性而言，在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量成为100×10³N/mm²以上。

另外，上述第3实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板及第4实施方式所涉及的用作端子或连接器材料的铜合金板中，导电率为29％IACS以上，就耐应力松弛特性而言，在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，耐应力腐蚀破裂性优异，杨氏模量成为100×10³N/mm²以上。

下面对各特性进行说明。

端子、连接器需要具有较高强度，并且箱弯曲等严格的弯曲加工性，因此在W弯曲中评价时的弯曲加工性的必要条件为R/t≤0.5。尤其在端子、连接器用途中，关于相对于轧制方向平行以及垂直的这2个方向弯曲，弯曲加工性在W弯曲中优选为R/t≤0.5。另一方面，在端子、连接器中，以较小的变位获得较大的接触压、弹簧压时，杨氏模量需100kN/mm²、优选为110kN/mm²以上。另外，若一定要表示上限则为150kN/mm²以下。并且，端子、连接器例如在靠近汽车引擎室的部位使用时，温度上升至100℃左右，因此在以150℃下附加1000小时的合金屈服强度的80％应力的状态下，需要应力松弛率至少在30％以下。这是因为若应力松弛率变大，则实质上应力松弛率量的强度(接触压、弹簧压)会受损。另外，端子、连接器通常从耐蚀性、接触阻力、接合的点对表面实施镀Sn。以线圈(条)状态熔融镀Sn或回流镀Sn。或者，成为端子、连接器形状之后实施镀Sn。因此，端子或连接器材料用途中，镀Sn性即焊料润湿性需良好。另外，关于镀Sn性，尤其是在线圈的状态下并不存在问题，但形成为端子或连接器之后镀Sn、尤其是无铅焊接电镀时，因为生产的关系，存在放置一定期间后进行电镀而不是成型后马上进行电镀的情况，因此在该放置期间，电镀性、焊料润湿性有可能因表面氧化而劣化。材质上要求焊料润湿性良好，即使表面多少氧化但放置在大气中后的焊料润湿性良好的铜合金，或者表面不易氧化、放置在大气中后的焊料润湿性良好的铜合金。焊料润湿性的评价为各种各样，但从工业性生产的观点来看，适合以焊料快速润湿的时间进行评价。

为了获得强度与伸展率的平衡、较高强度、较高弹簧特性、高导电、良好应力松弛特性、较高杨氏模量、良好的焊料润湿性，不仅是Zn、Sn、P、Ni、Co、Fe的配合量，还需考虑各元素的相互关系。通过含有添加量较多且原子价为2价的Zn、原子价为4价的Sn，能够降低层错能，但必须考虑包含P、Ni、Co、Fe的协同效应带来的晶粒微细化、强度与伸展率的平衡、相对于轧制方向呈0度的方向和呈90度的方向上的强度与弯曲加工性之差、导电率、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性等。经发明人研究明确了，各元素在发明合金的含量范围内需满足11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19。另外，有关Fe，由于含量本身较少、且系数较小，几乎不会影响关系式，因此可忽略。通过满足该关系能够制造出强度、弯曲加工性、应力松弛特性、导电性、杨氏模量等优异、以及这些特性之间取得高度平衡的材料。(组成指数f1＝[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni])。

即，在最终轧材中，为了使导电率为29％IACS以上的高导电，抗拉强度为500N/mm²以上、屈服强度为480N/mm²以上的良好强度，杨氏模量为100×10³N/mm²以上而较高，耐热性及应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下而较高，结晶粒径较细、强度方向性较小、弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5而优异，具备良好伸展率及焊料润湿性良好，需满足11≤f1≤19。11≤f1≤19时，下限尤其与晶粒的微细化、强度以及应力松弛特性和耐热性有关，优选为11.5以上。而且，上限尤其与导电性、弯曲加工性、杨氏模量、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性及焊料润湿性有关，优选为18.5以下，最优选为18以下。通过将作为主要含有元素的Zn、Sn、Ni、P、Co、Fe控制在更窄范围内，而成为进一步取得导电性、强度与伸展率的平衡的轧材。

而且，例如抗拉强度需要550N/mm²以上的较高强度时，17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19中，Zn为8.5质量％以上，尤其在9质量％以上为较好。但是，虽然合金的强度变高，但应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、弯曲加工性变差，杨氏模量变低。为了使应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、弯曲加工性良好，并且将杨氏模量设为更优选的110×10³N/mm²以上，Ni优选为0.4质量％以上、更优选0.45质量％以上、进一步优选0.5质量％以上，并且为0.85质量％以下，而且，[Ni]/[P]为7以上、优选为8以上，并且为40以下、优选为30以下，而且，[Ni]/[Sn]为0.55以上、优选为0.6以上，并且为1.9以下、优选为1.8以下。另外，在Zn与Ni的关系中，关系式[Ni]/[Zn+1.5]优选为0.04以上。

关于弹簧极限值，如JIS H 31307.4项中记载，赋予反复弯曲变形时，永久位移量成为0.1mm时的表面最大应力值即Kb0.1的值优选为400N/mm²以上。另外，就导电率的下限而言，在本端子或连接器用途中，若将大致纯铜的30％以上数值化，则为29％IACS以上、优选为31％IACS以上、最优选34％IACS以上。就导电率的上限而言，本案中作为对象的部件并不特别需要超过44％IACS，有益的是更高强度、杨氏模量、更良好的应力松弛特性、弯曲加工性以及焊料润湿性优异的部件。用途方面，有时实施点焊接，若导电率过高则还有时产生不良情况，因此将导电率优选设定为44％IACS以下、更优选42％IACS以下。

有关晶粒的超微细化，在处于本发明合金的组成范围内的合金中能够使再结晶晶粒超微细化至1.5μm。然而，若使本合金的晶粒微细化至1.5μm，则以数原子程度的宽度形成的晶界所占的比例变大，伸展率、弯曲加工性及应力松弛特性变差。因此，为了具备较高强度和较高伸展率及良好应力松弛特性，平均结晶粒径需为2.0μm以上，优选为2.5μm以上，更优选3.0μm以上。另一方面，随着晶粒变大，显示良好伸展率及弯曲加工性，但得不到所希望的抗拉强度及屈服强度。需至少将平均结晶粒径细化为8.0μm以下。更优选7.5μm以下，当重视强度时，为6.0μm以下，最优选5.0μm以下。另一方面，当需要应力松弛特性时，若晶粒过于微细则应力松弛特性变差，因此平均结晶粒径优选为2.5μm以上，更优选3.0μm以上。如此，将平均结晶粒径也设定在更窄范围内，由此在弯曲加工性、伸展率、强度、导电性或者应力松弛特性之间能够获得高度优异的平衡。

对例如以55％以上的冷加工率实施冷轧的轧材进行退火时，也存在与时间的关系，但若超过某一临界温度，则以加工变形蓄积的晶界为中心产生再结晶核。虽然也取决于合金组成，但是为本发明合金时，核生成后形成的再结晶晶粒的粒径为1μm或2μm，或者为比其小的再结晶晶粒，即使对轧材进行加热，加工组织也不会一次性全部取代为再结晶晶粒。欲使全部或例如97％以上取代为再结晶晶粒，需要比再结晶的核生成开始的温度更高的温度或者比再结晶的核生成开始的时间更长的时间。该退火期间，最初形成的再结晶晶粒随着温度及时间而生长，结晶粒径变大。为了维持微细的再结晶粒径，需抑制再结晶晶粒生长。为了实现该目的而含有P与Ni或Co、Fe。为了抑制再结晶晶粒生长，需要抑制再结晶晶粒生长的如PIN之类的化合物，在本发明合金中，相当于该PIN之类的化合物为由P与Ni、Co、Fe生成的化合物，最适合用于发挥如PIN之类的作用。该化合物欲发挥PIN作用，化合物其本身的性质和化合物的粒径很重要。即，从研究结果可知：在本发明的组成范围内，由P与Ni、Co、Fe生成的化合物基本上很少阻碍伸展率，尤其是，若化合物的粒径为4.0～25.0nm，则很少阻碍伸展率且有效地抑制晶粒生长。进一步从化合物的性质而言判断为，不管是否含有Co与Fe，只要[Ni]/[P]超过7，则应力松弛特性变佳，而且弯曲加工性、方向性(0度、90度的特性差)变得良好，若进一步超过8，则效果进一步显现且变得更加显著。同样，只要[Ni]/[P]小于40，则应力松弛特性变佳，强度变高且方向性变佳，另外，若小于30则效果进一步显现且变得更加显著。另外，就形成的析出物而言，当共添加P、Ni、Co或Fe时，析出物的平均粒径为4.0～20.0nm，Co、Fe含量越多，析出物的粒径越小，Ni含量越多，析出粒径变得越大。而且，当共添加P和Ni时，为5.0～25.0nm，析出粒径较大。当共添加P和Ni时，晶粒生长抑制效果变小，但对伸展率的影响更小。另外，当共添加P和Ni时，认为析出物的化合状态主要为Ni₃P或Ni₂P，共添加P和Ni、Co或Fe时，认为析出物的化合状态为Ni_xCo_yP、Ni_xFe_yP(x、y根据Ni、Co、Fe的含量而变化)。另外，本申请中获得的析出物对应力松弛特性产生正面作用。另外，为析出物的粒径较细的Ni以及Co或Fe和P的化合物时，若含有含量超过0.08质量％的Co或超过0.04质量％的Fe，则析出物量过多，再结晶晶粒生长的抑制作用过度起效，再结晶晶粒的粒径进一步变细，应力松弛特性及弯曲加工性反而变差。

析出物的性质很重要，P-Ni、P-Co-Ni、P-Fe-Ni及P-Co-Fe-Ni的组合为较好，但是例如若Mn、Mg、Cr等也与P形成化合物，且包含某种一定以上的量，则有可能析出物的组成发生变化而阻碍伸展率。

因此，必需将Cr等元素控制为不产生影响的浓度。其条件必需为如下：至少分别为0.03质量％以下，优选为0.02质量％以下，或者与P化合的Cr等元素的总计含量为0.04质量％以下，优选为0.03质量％以下。若含有Cr等，则通过析出物的组成及结构发生变化，尤其对伸展率、弯曲加工性及焊料润湿性的影响较大。另外，若与P化合的Cr等的元素的总计含量为0.04质量％以下，则几乎不会影响f1的关系式。并且，在伸铜产品的组成中，通常设为Cu中包含Ag，除Ag以外有时还不可避免地混入O、S、Mg、Ti、Si、As、Ga、Zr、In、Sb、Pb、Bi、Te等元素，但若这些元素的总计含量为0.2质量％以下，则几乎不会影响f1的关系式、特性。

作为表示在强度、伸展率及导电性之间获得高度平衡的合金的指标，能够通过它们乘积的大小来对其进行评价。以导电率为29％IACS以上、若一定要限定上限则以44％IACS以下为前提，导电率设为C(％IACS)、抗拉强度设为Pw(N/mm²)、伸展率设为L(％)时，再结晶热处理后的材料的Pw、(100+L)/100及C^1/2之积为2700以上且3500以下。再结晶热处理后的轧材的强度、伸展率、电传导性的平衡等对精冷轧后的轧材、镀Sn后的轧材以及最终恢复热处理后(低温退火后)的特性的影响较大。即，若Pw、(100+L)/100及C^1/2之积低于2700，则不能使最终的轧材成为获得诸多特性高度平衡的合金。优选为2750以上(平衡指数f2＝Pw×{(100+L)/100}×C^1/2)。

而且，在精冷轧后的轧材、或者精冷轧后实施过恢复热处理的轧材或者实施过回流镀Sn或熔融镀Sn的轧材中，在以下前提下，平衡指数f2为3200以上且4100以下，该前提是，在W弯曲试验中为R/t＝0.5(R为弯曲部的曲率半径、t为轧材的厚度)时不产生破裂，最优选R/t＝0时不产生破裂，抗拉强度为500N/mm²以上、导电率为29％IACS以上且44％IACS以下。在恢复热处理后的轧材中，为了具备更优异的平衡，希望平衡指数f2为3300以上，进而为3400以上。或者，由于通常在使用时与抗拉强度相比更重视屈服强度，因此利用屈服强度Py来代替抗拉强度Pw，屈服强度Py、(100+L)/100及C^1/2之积为3100以上，优选为3200以上，最优选为3300以上，且优选为满足4000以下(平衡指数f21＝Py×{(100+L)/100}×C^1/2)。另外，本发明合金中，屈服强度相当于抗拉强度的0.94～0.97。

在此，W弯曲试验的基准是指，使用与轧制方向平行以及垂直地采取的试验片进行试验时，这2个试验片未产生破裂。并且，平衡指数f2、f21中使用的抗拉强度及屈服强度采用与轧制方向平行地采取的试验片的值。这是因为，与轧制方向平行地采取的试验片的抗拉强度及屈服强度和与垂直地采取的试验片的抗拉强度及屈服强度相比相等或较低。通常在弯曲加工中，与轧制方向垂直地采取的试验片的弯曲加工性比平行地采取的试验片的弯曲加工性差。

另外，当为本发明合金时，在精冷轧工序中，施加20％～65％的加工率，优选施加30％～55％的加工率，由此能够通过加工固化提高抗拉强度及屈服强度，而不会较大损害弯曲加工性，即至少在W弯曲中R/t为0.5以下时不产生破裂。一般，若观察精冷轧材的金属组织，则晶粒呈现沿轧制方向延伸且沿厚度方向压缩的状态，沿轧制方向采取的试验片和沿垂直方向采取的试验片中，在抗拉强度、屈服强度及弯曲加工性上产生差异。就具体金属组织而言，若观察晶粒的与轧制面平行的截面，则为伸长的晶粒，若观察横截面，则成为沿厚度方向压缩的晶粒，与轧制方向平行地采取的轧材相比，与轧制方向垂直地采取的轧材的抗拉强度及屈服强度更高，其比率超过1.05，有时达到1.1。与轧制方向垂直地采取的试验片的弯曲加工性随着该比率变得高于1而变差。罕见地有时屈服强度反而低于0.95。本申请中作为对象的端子、连接器等各种部件在实际使用时以及由轧材加工为产品时，通常利用轧制方向、垂直方向、即相对于轧制方向为平行方向及垂直方向这2个方向，从实际使用及产品加工方面考虑，希望在轧制方向及垂直方向上没有抗拉强度、屈服强度、弯曲加工性等特性差异。本发明产品满足Zn、Sn、P，Ni、Co的相互作用即11≤f1≤19的关系式，将平均结晶粒径设为2.0～8.0μm，将由P与Ni以及Co、Fe形成的析出物的大小和这些元素之间的比例控制成预定数值，并通过下面叙述的制造工艺制作轧材，由此消除在相对于轧制方向呈0度的方向和呈90度的方向上采取的轧材的抗拉强度及屈服强度之差。另外，从强度、弯曲加工面的表面龟裂及折皱产生的观点考虑，晶粒微细为较佳，但若晶粒过度微细，则金属组织中所占的晶界的比例变大，弯曲加工性反而变差。因此，平均结晶粒径优选为7.5μm以下，当重视强度时，为6.0μm以下，最优选5.0μm以下，且下限优选为2.5μm以上，当重视应力松弛特性时，优选为3.0μm以上，更优选3.5μm以上。若相对于轧制方向呈0度的方向的抗拉强度或屈服强度与相对于轧制方向呈90度的方向的抗拉强度、屈服强度的比例为0.95～1.05，进而，将11≤f1≤19关系式及平均结晶粒径设为较佳状态，则可实现方向性较小的0.98～1.03这样的值。关于弯曲加工性，若为了能够由所述金属组织进行判断而沿相对于轧制方向呈90度的方向采取并进行弯曲试验，则变得比沿呈0度的方向采取的试验片还差，但本发明合金中，抗拉强度及屈服强度没有方向性，并且在呈0度的方向和呈90度的方向上具备大致同等的优异的弯曲加工性。

但是，若Zn为8.5质量％、进一步超过9质量％，且为17≤f1≤19，则在呈0度的方向与呈90度的方向上，抗拉强度、屈服强度产生方向性，在呈90度的方向上弯曲加工性变差。尤其提高最终的冷轧率则变得更显著。若将Ni设为0.4质量％以上、优选为0.45质量％以上、更优选0.5质量％以上，并且设为0.85质量％以下，而且，通过设为[Ni]/[P]为7以上且40以下，且[Ni]/[Sn]为0.55以上且1.9以下的组成，包括平衡特性f2、f21在内得到改善。

为了使各元素成为固溶状态，热轧的开始温度设为800℃以上，优选为840℃以上，并且，从能量成本及热轧性方面考虑，设为940℃以下，优选为920℃以下。而且，为了使P、Ni、Co以及Fe成为更加固溶的状态，优选以1℃/秒以上的冷却速度对最终轧制结束时的温度或者650℃至350℃的温度区域进行冷却，以使至少不会使这些析出物成为阻碍伸展率的粗大析出物。若以1℃/秒以下的冷却速度进行冷却，则固溶的P、Ni、Co以及Fe的析出物开始析出，析出物在冷却过程中粗大化。若析出物在热轧阶段粗大化，则难以通过之后的退火工序等热处理来消除，阻碍最终轧制品的伸展率。

而且，实施以下再结晶热处理工序：再结晶热处理工序前的冷加工率为55％以上，最高到达温度为550～790℃且在“最高到达温度-50℃”至最高到达温度的范围内的保持时间为0.04～2分钟的热处理，且热处理指数It为460≤It≤580。

为了在再结晶热处理工序中获得作为目标的没有混粒且均匀微细的再结晶晶粒，只降低层错能是不足的，因此为了增加再结晶核的生成位置，需要蓄积基于冷轧的变形，具体而言蓄积晶界中的变形。为此，再结晶热处理工序前的冷轧中的冷加工率需为55％以上，优选为60％以上，最优选65％以上。另一方面，若过度提高再结晶热处理工序前的冷轧的冷加工率，则产生变形等问题，因此希望为97％以下，最优选93％以下。即，为了基于物理作用而增加再结晶核的生成位置，有效的方法是提高冷加工率，在可容许的产品变形范围内，赋予较高加工率，由此能够获得更微细的再结晶晶粒。

而且，为了使作为最终目的的晶粒大小微细且均匀，需预先规定作为再结晶热处理工序的前一个热处理的退火工序后的结晶粒径与再结晶热处理工序前的第2冷轧的加工率的关系。即，若再结晶热处理工序后的结晶粒径设为D1、之前的退火工序后的结晶粒径设为D0、该退火工序与该再结晶热处理工序之间的冷轧的冷加工率设为RE(％)，则RE在55～97时，优选为满足D0≤D1×4×(RE/100)。另外，RE在40～97范围时能够应用该公式。为了实现晶粒的微细，并使该再结晶热处理工序后的再结晶晶粒成为微细且更均匀，优选将退火工序后的结晶粒径设在该再结晶热处理工序后的结晶粒径的4倍与RE/100之积以内。由于冷加工率越高，再结晶核的核生成位置越增加，因此即使退火工序后的结晶粒径为该再结晶热处理工序后的结晶粒径的3倍以上的大小，也可获得微细且更均匀的再结晶晶粒。

若退火工序后的结晶粒径较大，则再结晶热处理工序后成为混粒，虽精冷轧工序后的特性变差，但通过提高退火工序与再结晶热处理工序之间的冷轧的冷加工率，即使退火工序后的结晶粒径稍大，精冷轧工序后的特性也不会变差。

而且，在再结晶热处理工序中，短时间的热处理为较好，需要最高到达温度为550～790℃且在“最高到达温度-50℃”至最高到达温度的温度范围内的保持时间为0.04～2分钟、优选最高到达温度为580～780℃且在“最高到达温度-50℃”至最高到达温度的范围内的保持时间为0.05～1.5分钟的短时间退火，且热处理指数It满足460≤It≤580的关系。460≤It≤580的关系式中，下限侧优选为470以上，进一步优选480以上，上限侧优选为570以下，进一步优选560以下。

另外，再结晶热处理工序中，即使改变为所述热处理条件而进行间歇式退火，只要平均结晶粒径及析出物的粒径在所述预定大小的范围内，就能够实施，并且以410℃至580℃范围的温度保持1小时至24小时来实施。

就包含抑制再结晶晶粒生长的P和Ni或Co且根据情况包含Fe的析出物而言，在再结晶热处理工序阶段存在圆形或椭圆形的析出物，只要该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm，或者在析出颗粒中粒径为4.0～25.0nm的个数所占的比例为70％以上即可。优选平均粒径为5.0～20.0nm，或者析出颗粒中粒径为4.0～25.0nm的所占的比例为80％以上。若析出物的平均粒径变小，则析出物的析出强化和晶粒生长的抑制效果过度起效而再结晶晶粒变小，轧材的强度虽然提高，但弯曲加工性变差。并且，若析出物超过50nm，例如甚至达到100nm，则几乎没有晶粒生长的抑制效果，弯曲加工性变差。另外，圆形或椭圆形的析出物不仅包括完整的圆形和椭圆形的形状，而且近似圆形和椭圆形的形状也包括在对象中。

再结晶热处理工序条件中，若低于最高到达温度、保持时间或热处理指数It的范围的下限，则残留未再结晶部分，或者成为平均结晶粒径小于2.0μm的超微细晶粒的状态。并且，若超过再结晶热处理工序条件的最高到达温度、保持时间或热处理指数It的范围的上限进行退火，则发生析出物的过度再固溶，无法发挥预定的晶粒生长的抑制效果，得不到平均结晶粒径为8μm以下的微细金属组织。而且，导电性因过度固溶而变差。

再结晶热处理工序条件是获得目标再结晶粒径、防止过度再固溶或析出物的粗大化的条件，若进行公式内的适当的热处理，则发生再结晶晶粒生长的抑制效果和适量的P和Ni或Co或者Fe的再固溶，反而提高轧材的伸展率。即，就P和Ni或Co或者Fe的析出物而言，若轧材的温度开始超过500℃，则析出物开始再固溶，主要消除对弯曲加工性带来不良影响的粒径小于4nm的析出物。随着热处理温度升高且时间加长，再固溶比例逐渐增加。析出物主要是为了发挥再结晶晶粒的抑制效果而使用，因此作为析出物，若残留大量粒径4nm以下的微细的析出物以及粒径25nm以上的粗大的析出物，则阻碍轧材的弯曲加工性和伸展率。另外，在再结晶热处理工序的冷却时，优选以1℃/秒以上的条件在“最高到达温度-50℃”至350℃的温度区域中进行冷却。若冷却速度较慢，则出现粗大析出物，阻碍轧材的伸展率。

另外，在精冷轧后，可以进行如下恢复热处理工序：最高到达温度为160～650℃且在“最高到达温度-50℃”至最高到达温度的温度区域内的保持时间为0.02～200分钟的热处理，且热处理指数It满足60≤It≤360的关系。

该恢复热处理工序是不伴随再结晶而通过低温或短时间的恢复热处理来提高轧材的应力松弛率、弹簧极限值、弯曲加工性及伸展率并且使因冷轧而下降的导电率恢复的热处理。另外，热处理指数It中，下限侧优选为100以上，进一步优选130以上，上限侧优选为345以下，进一步优选330以下。与热处理前相比，通过实施所述恢复热处理工序，应力松弛率变成1/2左右，应力松弛特性有所提高，弹簧极限值提高到1.5倍～2倍，导电率提高0.5～1％IACS。

另外，在熔融镀Sn和回流镀Sn等镀Sn工序中，虽然以约200℃～约300℃进行短时间，但轧材、根据情况成型为端子、连接器后会被加热。即使在恢复热处理后进行该镀Sn工序，也几乎不会影响恢复热处理后的特性。另一方面，镀Sn工序的加热工序成为恢复热处理工序的代替工序，提高轧材的应力松弛特性、弹簧强度及弯曲加工性。

作为本发明的一实施方式，例示出依次包括热轧工序、第1冷轧工序、退火工序、第2冷轧工序、再结晶热处理工序及精冷轧工序的制造工序，但也可以未必一定要进行直至再结晶热处理工序为止的工序。精冷轧工序前的铜合金材料的金属组织只要平均结晶粒径为2.0～8.0μm，存在圆形或椭圆形的析出物，该析出物的平均粒径为4.0～25.0nm，或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上即可，例如，也可通过热挤出、锻造和热处理等工序来获得这种金属组织的铜合金材料。

[实施例]

使用上述第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金、第4发明合金及比较用组成的铜合金并改变制造工序而制作试料。另外，第1发明合金中包含第3发明合金，第2发明合金中包含第4发明合金。

表1及表2示出作为试料制作的第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金、第4发明合金及比较用铜合金的组成。其中，Co为0.001质量％以下、Ni为0.01质量％以下、Fe为0.003质量％以下时为空栏。

【表1】

【表2】

合金No.21、25、43的Ni含量少于发明合金的组成范围。

合金No.22的P含量少于发明合金的组成范围。

合金No.23的Co含量多于发明合金的组成范围。

合金No.24的P含量多于发明合金的组成范围。

合金No.26的Zn含量少于发明合金的组成范围。

合金No.28、46的Sn含量少于发明合金的组成范围。

合金No.29的Ni为0.38质量％，[Ni]/[P]小于发明合金的范围。

合金No.30的Sn含量多于发明合金的组成范围。

合金No.31、35、36的组成指数f1小于发明合金的范围。

合金No.34的Ni含量多于发明合金的组成范围。

合金No.38含有Cr。

合金No.39为一般的黄铜，未实施恢复热处理。

合金No.40的Zn含量多于发明合金的组成范围。

合金No.41、42的组成系数f1大于发明合金的范围。

合金No.44的Ni为0.42质量％、P为0.07质量％，[Ni]/[P]小于发明合金的范围。

合金No.45的Ni为0.66质量％、P为0.015质量％，[Ni]/[P]大于发明合金的范围。

试料的制造工序以A、B、C这3种类进行，在每一个制造工序中进一步改变了制造条件。制造工序A通过实际批量生产设备进行，制造工序B、C通过实验设备进行。表3示出各制造工序的制造条件。

【表3】

工序A4、A41、A5的热处理指数It脱离本发明的设定条件范围。

工序B21的热轧后的冷却速度脱离本发明的优选设定条件范围。

工序B32的第2冷轧工序的Red.脱离本发明的优选设定条件范围。

工序B42中，脱离本发明的优选设定条件：D0≤D1×4×(RE/100)。

关于制造工序A(A1、A11、A2、A3、A31、A4、A41、A5、A6、A7、A8、A9)，在内容积为10吨的中频熔解炉中熔解原料，通过半连续铸造制造出截面为厚度190mm、宽度630mm的铸块。铸块分别切断成1.5m长度，之后进行热轧工序(板厚为13mm)-冷却工序-铣削工序(板厚为12mm)-第1冷轧工序(板厚为1.6mm)-退火工序(470℃下保持4小时)-第2冷轧工序(板厚为0.48mm、冷加工率为70％，其中，A41中板厚为0.46mm、冷加工率为71％，A11、A31中板厚为0.56mm、冷加工率为65％)-再结晶热处理工序-精冷轧工序(板厚为0.3mm、冷加工率为37.5％，其中，A41中冷加工率为34.8％、A11、A31中冷加工率为46.4％)-恢复热处理工序。

将热轧工序中的热轧开始温度设为860℃，热轧至板厚为13mm之后，在冷却工序中进行淋浴水冷。本说明书中，热轧开始温度和铸块加热温度的意义相同。冷却工序中的平均冷却速度设为在最终热轧后的轧材温度或轧材的温度为650℃时起至350℃为止的温度区域中的平均冷却速度，在轧制板的后端进行测定。所测定的平均冷却速度为3℃/秒。

如下进行冷却工序中的淋浴水冷。淋浴设备设置于热轧时传送轧材的传送辊上的远离热轧辊的部位。若热轧的最终道次结束，则轧材通过传送辊被传送到淋浴设备，一边通过进行淋浴的部位一边从前端至后端依次被冷却。然后，如下进行冷却速度的测定。将热轧的最终道次中的轧材的后端部分(准确来说，轧材的长边方向上从轧制前端距轧材长度的90％的位置)设为轧材温度的测定部位，在最终道次结束并被传送到淋浴设备之前和淋浴水冷结束的时刻测定温度，根据此时的测定温度和进行测定的时间间隔而计算冷却速度。通过放射温度计进行温度测定。放射温度计使用Takachihoseiki Co.，LTD.的红外线温度计Fluke-574。因此，轧材后端到达淋浴设备且淋浴水淋到轧材之前成为空冷状态，此时的冷却速度变慢。并且，由于最终板厚越薄，到达淋浴设备之前越耗费时间，因此冷却速度变慢。

退火工序具备：加热步骤，将轧材加热成预定温度；保持步骤，在加热步骤后，以预定温度将轧材保持预定时间；及冷却步骤，在保持步骤后，将轧材冷却至预定温度。将最高到达温度设为470℃，保持时间设为4小时。

再结晶热处理工序中，将轧材的最高到达温度Tmax(℃)和在比轧材的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域内的保持时间tm(分钟)改变为(690℃-0.09分钟)、(660℃-0.08分钟)、(720℃-0.1分钟)、(630℃-0.07分钟)、(780℃-0.07分钟)。另外，工序A9的再结晶热处理以间歇式退火、450℃、保持4小时的条件实施。

而且，将如上述的精冷轧工序的冷加工率设为37.5％(其中，A41为34.8％、A11、A31为46.4％)。

恢复热处理工序中，轧材的最高到达温度Tmax(℃)设为420(℃)，在比轧材的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间tm(分钟)设为0.05分钟。其中，制造工序A6未进行恢复热处理工序。并且，A7、A8的试料为将在A6及A1中获得的试料在350℃油浴中浸渍3秒并进行空冷的试料。该热处理为相当于熔融镀Sn处理的热处理条件(表3中恢复热处理项的条件1为将在A6中获得的试料在350℃油浴中浸渍3秒并进行空冷，条件2为将在A1中获得的试料在350℃油浴中浸渍3秒并进行空冷)。

并且，如下进行制造工序B(B1、B21、B31、B32、B41、B42、B43)。

从制造工序A的铸块切出厚度为40mm、宽度为120mm、长度为190mm的实验室试验用铸块，之后进行热轧工序(板厚为8mm)-冷却工序(淋浴水冷)-酸洗工序-第1冷轧工序-退火工序-第2冷轧工序(厚度为0.48mm)-再结晶热处理工序-精冷轧工序(板厚为0.3mm、加工率为37.5％)-恢复热处理工序。

热轧工序中，将铸块加热到860℃，并热轧至厚度为8mm。关于冷却工序中的冷却速度(热轧后的轧材温度或轧材的温度为650℃时起至350℃的冷却速度)，主要以3℃/秒进行，一部分以0.3℃/秒进行。

冷却工序后对表面进行酸洗，在第1冷轧工序中冷轧至1.6mm、1.2mm或0.8mm，将退火工序条件改变为(610℃下保持0.23分钟)、(470℃下保持4小时)、(510℃下保持4小时)、(580℃下保持4小时)而进行。之后，第2冷轧工序中轧制到0.48mm。

在Tmax设为690(℃)、保持时间tm设为0.09分钟的条件下进行再结晶热处理工序。然后，在精冷轧工序中冷轧(冷加工率：37.5％)至0.3mm，在Tmax设为420(℃)、保持时间tm设为0.05分钟的条件下实施恢复热处理工序。

另外，B43工序省略第1冷轧工序及退火工序，并在第2冷轧工序中轧制到厚度为0.48mm，以将Tmax设为690(℃)、保持时间tm设为0.09分钟的条件实施再结晶热处理。并且，精冷轧工序中冷轧到0.3mm，恢复热处理工序以Tmax设为420(℃)、保持时间tm设为0.05分钟的条件实施。

在制造工序B及后述的制造工序C中，通过将轧材浸渍于盐浴中来代替相当于制造工序A中在连续退火生产线等中进行的短时间的热处理的工序，并将最高到达温度作为盐浴的液体温度，浸渍时间作为保持时间，在浸渍后进行空冷。另外，盐(溶液)使用BaCl、KCl、NaCl的混合物。

另外，作为实验室测试如下进行制造工序C(C1、C3)。实验室的电炉中进行熔解及铸造以使成为预定成分，从而获得厚度为40mm、宽度为120mm、长度为190mm的实验室试验用铸块。以后，通过与所述制造工序B相同的工艺进行制作。即，将铸块加热成860℃，并热轧至厚度8mm，热轧后以3℃/秒的冷却速度对轧材的温度为热轧后的轧材温度或650℃时起至350℃的温度范围进行冷却。冷却后对表面进行酸洗，在第1冷轧工序中冷轧至1.6mm。冷轧后在610℃、0.23分钟的条件下进行退火工序，在第2冷轧工序中C1冷轧至0.48mm，C3冷轧至板厚0.56mm。在Tmax设为690(℃)、保持时间tm设为0.09分钟的条件下实施再结晶热处理工序。然后，在精冷轧工序中冷轧(C1的冷加工率：37.5％，C3的冷加工率：46.4％)至0.3mm，在Tmax设为540(℃)、保持时间tm设为0.04分钟的条件下实施恢复热处理工序。

作为通过上述方法制作的铜合金的评价，测定出抗拉强度、屈服强度、伸展率、导电率、弯曲加工性、应力松弛率、耐应力腐蚀破裂性及弹簧极限值。并且，观察金属组织来测定出平均结晶粒径。另外，测定出析出物的平均粒径和在所有大小的析出物中粒径为预定值以下的析出物的个数比例。

将上述各试验的结果示于表4至表18。在此，各试验No.的试验结果如表4、表5、表6那样分三个表来表示。另外，由于制造工序A6未进行恢复热处理工序，因此恢复热处理工序后的数据栏中记载精冷轧工序后的数据。

并且，图1表示合金No.2(试验No.T18)的用作端子或连接器材料的铜合金板的透射电子显微镜照片。析出物的平均粒径为约7nm，且均匀分布。

【表4】

【表5】

【表6】

【表7】

【表8】

【表9】

【表10】

【表11】

【表12】

【表13】

【表14】

【表15】

【表16】

【表17】

【表18】

根据JIS Z 2201、JIS Z 2241中规定的方法，并以试验片形状为5号的试验片来实施抗拉强度、屈服强度及伸展率的测定。杨氏模量由拉伸试验时的应力-变形曲线计算。

使用FOERSTER JAPAN Limited制的导电率测定装置(SIGMATEST D2.068)进行导电率的测定。另外，本说明书中，以相同意思使用“电传导”和“导电”。并且，由于热传导性和电传导性相关性较大，因此导电率越高表示热传导性越良好。

通过JIS H 3110中规定的弯曲角度为90度的W弯曲来评价弯曲加工性。如下进行弯曲试验(W弯曲)。弯曲夹具的前端的弯曲半径(R)设为材料厚度(t)的0.67倍(0.3mm×0.67＝0.201mm、弯曲半径＝0.2mm、R/t＝0.67)、0.5倍(0.3mm×0.5＝0.15mm、弯曲半径＝0.15mm、R/t＝0.5)、及0倍(0.3mm×0＝0mm、弯曲半径＝0mm、R/t＝0)。从所谓称为坏的方向(Bad Way)的方向即相对于轧制方向呈90度的方向以及称为好的方向(Good Way)的方向即相对于轧制方向呈0度的方向采取样品。用20倍的实体显微镜观察并根据有无龟裂来进行弯曲加工性的判定，弯曲半径为材料厚度的0.5倍(R/t＝0.5)且没有产生龟裂的设为评价A，弯曲半径为材料厚度的0.67倍(R/t＝0.67)且没有产生龟裂的设为评价B，弯曲半径为材料厚度的0.67倍(R/t＝0.67)且产生龟裂的设为评价C。尤其是，作为弯曲加工性良好的材料，弯曲半径为材料厚度的0倍(R/t＝0)且没有产生龟裂的设为评价S。本申请课题的特征为，强度等的总体上的平衡及弯曲加工性优异，因此本弯曲加工性的评价变得非常严格。另外，弯曲加工性为R/t≤0.5是指，在弯曲半径为材料厚度的0.5倍(R/t＝0.5)以下的弯曲试验中不产生龟裂的情况。

如下进行应力松弛率的测定。供试材料的应力松弛试验中使用悬臂梁螺纹式夹具。从与轧制方向呈0度(平行)的方向采取试验片，试验片的形状设为板厚t×宽度10mm×长度60mm。对供试材料的负荷应力设为0.2％屈服强度的80％，在150℃的气氛中暴露1000小时。如下求出应力松弛率。应力松弛率＝(开放后的变位/应力负荷时的变位)×100(％)。本发明中，优选应力松弛率的值较小。

与轧制方向平行地采取的试验片中，应力松弛率为30％以下的设为评价A(优异)，超过30％且40％以下的设为评价B(不及格)，超过40％的设为评价C(不及格、尤其差)。应力松弛率为18％以下的设为评价S(尤其优异)。

另外，关于通过制造工序A1、A11、A3、A31、A7、A8、A9、制造工序B1、B43及制造工序C1、C3制作的轧材，还从与轧制方向呈90度(垂直)的方向采取试验片并进行试验。关于这些试料，将从与轧制方向平行的方向采取的试验片和从与轧制方向垂直的方向采取的试验片这双方的平均应力松弛率记载于表6、表9、表12、表15及表18中。从与轧制方向垂直的方向采取的试验片的应力松弛率大于从平行的方向采取的应力松弛率，即应力松弛特性较差。

关于耐应力腐蚀破裂性的测定，使用JIS H 3250中规定的试验容器和试验液来进行，并使用将等量的氨水和水混合的溶液来进行。

首先，主要对轧材施加残余应力来评价耐应力腐蚀破裂性。利用所述弯曲加工性的评价中使用的方法，以板厚的2倍的R(半径为0.6mm)进行W弯曲的试验片暴露于氨气氛中来进行评价。使用JIS H 3250中规定的试验容器及试验液来进行。使用将等量的氨水和水混合的溶液进行氨暴露后，用硫酸洗涤，之后用10倍的实体显微镜调查有无破裂，从而进行耐应力腐蚀破裂性的评价。将暴露48小时后没有破裂的作为耐应力腐蚀破裂性优异而设为评价A，暴露48小时后产生破裂但暴露24小时后没有破裂的作为耐应力腐蚀破裂性良好(实用上没有问题)而设为评价B，暴露24小时后产生破裂的作为耐应力腐蚀破裂性较差(实用上多少有问题)而设为评价C。将该结果示于表6、表9、表12、表15及表18中的耐应力腐蚀破裂性的应力腐蚀1栏中。

并且，与上述评价独立地，通过另一种方法评价耐应力腐蚀破裂性。

另一种应力腐蚀破裂试验中，为了调查应力腐蚀破裂相对于附加应力的感受性，使用树脂制悬臂梁螺纹式夹具，将施加屈服强度的80％的弯曲应力的轧材暴露于上述氨气氛中，由应力松弛率进行耐应力腐蚀破裂性的评价。即，若产生微细龟裂，则恢复不了原状，若该龟裂的程度变大，则应力松弛率变大，因此能够评价耐应力腐蚀破裂性。将暴露48小时后应力松弛率为25％以下的作为耐应力腐蚀破裂性优异而设为评价A，即使暴露48小时后应力松弛率超过25％但在暴露24小时后为25％以下的作为耐应力腐蚀破裂性良好(实用上没有问题)而设为评价B，暴露24小时后应力松弛率超过25％的作为耐应力腐蚀破裂性较差(实用上有问题)而设为评价C。将该结果示于表6、表9、表12、表15及表18中的耐应力腐蚀破裂性的应力腐蚀2栏中。

另外，本申请中求出的耐应力腐蚀破裂性为假设较高可靠性和苛刻状况的情况。

另外，作为另一个耐应力腐蚀破裂性的测定采用通信机械工业技术标准(1978.2.24修正的CES M0010-4)的气氛。即，在700ml的蒸馏水中溶解107g氯化铵(NH₄Cl)，当在该溶液中添加了在250ml的蒸馏水中溶解60g氢氧化钠(NaOH)的溶液而PH成为10.1时，以总量成为1000ml的方式用蒸馏水调整来获得试验液。在干燥器的底部放入该试验液，在从试验片相隔70mm的位置上暴露。干燥器在室温为20～22℃处放置72小时。另外，关于本试验液、试验装置及试验方法以ASTM B858-06 Standard Test Method for Ammonia Vapor Test forDetermining Susceptibility to Stress Corrosion Cracking in Copper Alloys中规定的方法为基准。本申请中要求的耐应力腐蚀破裂性为假设较高可靠性和极其苛刻状况的情况，因此相对于ASTM方法中暴露24小时，本申请中暴露72小时。

试验片与上述相同，为了调查应力腐蚀破裂相对于附加应力的感受性，使用树脂制悬臂梁螺纹式夹具，将施加屈服强度的80％弯曲应力的轧材暴露于上述气氛中，由应力松弛率进行耐应力腐蚀破裂性的评价。

将暴露72小时时应力松弛率为15％以下的作为耐应力腐蚀破裂性尤其优异而设为评价S，应力松弛率为30％以下的作为耐应力腐蚀破裂性优异而设为评价A，将应力松弛率为45％以下的作为耐应力腐蚀破裂性良好而(实用上不存在问题)设为评价B。应力松弛率为45％以上以及酸洗后肉眼观察到龟裂时，与应力松弛率无关地作为耐应力腐蚀破裂性较差(实用上存在问题)而设为评价C。将该结果示于表6、表9、表12、表15及表18中的耐应力腐蚀破裂性的应力腐蚀3栏中。

关于弹簧极限值的测定，按照JIS H 3130中记载的方法通过反复弯曲式试验进行评价，将试验进行至永久应变量超过0.1mm。

焊料润湿性通过湿润平衡法(meniscograph)来实施。试验设备为PHESCA(RHESCA)制SAT-5200型号。从轧制方向采取试验片，并切断为t：0.3×W：10×L：25(mm)。使用的焊料为Sn-3.5％Ag-0.7％Cu与纯Sn。作为前处理实施丙酮脱脂→15％硫酸清洗→水洗→丙酮脱脂。作为助焊剂使用普通松香助焊剂(株式会社TAMURA制作所制NA200)。以焊料浴温度设为270℃、浸渍深度设为2mm、浸渍速度设为15mm/sec、浸渍时间设为15sec的条件实施评价试验。

焊料润湿性的评价以零交叉时间进行。即，其为助焊剂浸渍于焊料浴中后直至完全湿润所需的时间，若零交叉时间在5秒以内，即若在浸渍于焊料浴后5秒以内完全被湿润，则作为焊料润湿性在实用上没有问题而设为评价A，零交叉时间在2秒以内时尤其优异而设为评价S。若零交叉时间超过5秒，则因实用上存在问题而设为评价C。另外，试料使用进行精轧或恢复热处理的最终工序后，以硫酸清洗、用800号抛光纸对表面进行抛光获得未氧化的表面，在室内环境下放置1天的试料。另外，对于Sn-3.5％Ag-0.7％Cu，还使用在室内环境下放置10天的试料。在表6、表9、表12、表15及表18中，“-1”为1天后用Sn-3.5％Ag-0.7％Cu试验的结果，“-2”为10天后用Sn-3.5％Ag-0.7％Cu试验的结果，“-11”为1天后用纯Sn试验的结果。

关于再结晶晶粒的平均粒径的测定，在600倍、300倍及150倍等的金属显微镜照片中根据晶粒大小而选定适当倍率，根据JIS H 0501中的伸铜产品结晶粒度试验方法的求积法进行测定。另外，双晶不视为晶粒。通过FE-SEM-EBSP(Electron Back Scattering diffraction Pattern)法求出难以由金属显微镜判断的内容。即，FE-SEM使用JEOL Ltd.制JSM-7000F，分析时使用TSL SolutionsOIM-Ver.5.1，由分析倍率为200倍及500倍的粒度图(Grain图)求出平均结晶粒度。平均结晶粒径的计算方法基于求积法(JIS H 0501)。

另外，1个晶粒可通过轧制而伸展，但晶粒的体积几乎不因轧制而发生变化。将板材与轧制方向平行以及与轧制方向垂直地切断的截面中，若取分别通过求积法测定的平均结晶粒径的平均值，则能够推断再结晶阶段中的平均结晶粒径。

如下求出析出物的平均粒径。对于基于500,000倍及150,000倍(检测极限分别为1.0nm、3nm)的TEM的透射电子像，利用图像分析软件“Win ROOF”对析出物的对比度进行椭圆近似，针对视野内的所有析出颗粒求出长轴和短轴的相乘平均值，并将该平均值设为平均粒径。另外，在50万倍、15万倍的测定中，将粒径的检测极限值分别设为1.0nm、3nm，小于这些的设为不符合条件来处理，未包含在平均粒径的计算中。另外，对于平均粒径，以大致8nm为边界，其以下的以500,000倍测定，其以上的以150,000倍测定。透射型电子显微镜的情况，由于冷加工材料中错位密度较高，因此很难准确地掌握析出物的信息。并且，析出物的大小不会因冷加工而发生变化，因此这次对精冷轧工序前的再结晶热处理工序后的再结晶部分进行观察。将距轧材的表面、背面这两个面进入板厚的1/4长度的2个部位设为测定位置，且将2个部位的测定值进行平均。

以下示出试验结果。

(1)第1发明合金是，对再结晶热处理工序后的平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm、或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上的轧材进行精冷轧而制造的，其抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异(参考试验No.T8、T66)。

(2)第2发明合金是，对再结晶热处理工序后的平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm、或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上的轧材进行精冷轧而制造的，其抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异(参考试验No.T36、T53)。

(3)第3发明合金是，对再结晶热处理工序后的平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm、或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上的轧材进行精冷轧、或者冷轧后进行恢复热处理而制造的，其抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异(参考试验No.T720、T884等)。

(4)第4发明合金是，对再结晶热处理工序后的平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm、或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上的轧材进行精冷轧、或者冷轧后进行恢复热处理而制造的，其抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异(参考试验No.T696、T712、T880等)。

(5)第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金及第4发明合金是，对再结晶热处理工序后的平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm、或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的比例为70％以上的轧材进行精冷轧而制造的，其导电率为29％IACS以上，抗拉强度为500N/mm²以上，3200≤f2≤4100，相对于轧制方向呈0度的方向与呈90度的方向上的抗拉强度之比为0.95～1.05，相对于轧制方向呈0度的方向与呈90度的方向上的屈服强度之比为0.95～1.05。这些铜合金板的抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性、焊料润湿性等优异(参考试验No.T8、T36、T53、T66、T696、T724等)。

(6)第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金及第4发明合金是，对再结晶热处理工序后的平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm、或者在该析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的比例为70％以上的轧材进行精冷轧及恢复热处理而制造的，其导电率为29％IACS以上，抗拉强度为500N/mm²以上，3200≤f2≤4100，相对于轧制方向呈0度的方向与呈90度的方向上的抗拉强度之比为0.95～1.05，相对于轧制方向呈0度的方向与呈90度的方向上的屈服强度之比为0.95～1.05。这些铜合金板的抗拉强度、屈服强度、杨氏模量、导电率、弯曲加工性、焊料润湿性、耐应力腐蚀破裂性、弹簧极限值等优异(参考试验No.T1、T2、T18、T22、T47、T48、T64、T690、T710、T76、T78、T883、T884等)。

(7)通过以下制造条件，能够获得上述(5)中叙述的铜合金板，制造条件依次包括热轧工序、冷轧工序、再结晶热处理工序及精冷轧工序，热轧工序的热轧开始温度为800～940℃，最终轧制后的温度或者650℃至350℃的温度区域的铜合金材料的冷却速度为1℃/秒以上，冷轧工序中的冷加工率为55％以上，再结晶热处理工序中的轧材的最高到达温度Tmax(℃)为550≤Tmax≤790，保持时间tm(分钟)为0.04≤tm≤2，热处理指数It为460≤It≤580(参考试验No.T8、T36、T53、T66、T696、T724)。

(8)通过以下制造条件，能够获得上述(6)中叙述的铜合金板，制造条件依次包括热轧工序、冷轧工序、再结晶热处理工序、精冷轧工序及恢复热处理工序，热轧工序的热轧开始温度为800～940℃，最终轧制后的温度或者650℃至350℃的温度区域的铜合金材料的冷却速度为1℃/秒以上，冷轧工序中的冷加工率为55％以上，再结晶热处理工序中的轧材的最高到达温度Tmax(℃)为550≤Tmax≤790，保持时间tm(分钟)为0.04≤tm≤2，热处理指数It为460≤It≤580，恢复热处理工序中的轧材的最高到达温度Tmax2(℃)为160≤Tmax2≤650，保持时间tm2(分钟)为0.02≤tm2≤200，热处理指数It为60≤It≤360(参考试验No.T1、T2、T18、T22、T47、T48、T64、T690、T710、T720、T76、T78、T883、T884等)。

关于使用发明合金时为如下。

(1)使用批量生产设备的制造工序A和使用实验设备的制造工序B的实施例合金中，若制造条件同等，则两工序的再结晶热处理后的金属组织可获得晶粒及析出物的大小一致且这些的平均粒径也大致同等的大致同等特性(参考试验No.T1、T12、T29、T40、T47、T56等)。

(2)当制造条件在本发明的设定条件范围内，Ni量为0.35％以上或0.4％以上且[Ni]/[P]为7以上时，应力松弛率良好(参考试验No.T5、T31、T58、T65、T693等)。

(3)若制造条件在本发明的设定条件范围内，则即使Ni量较少，应力松弛率也为A以上(参考试验No.T73、T87等)。

若含有Co、Fe，则平均结晶粒径变小，抗拉强度、屈服强度提高、但伸展率较低且弯曲加工性稍变差。

Zn为8.5％以上且组成指数f1为17以上时，可获得于大部分工序中抗拉强度为550N/mm²以上的高强度合金。另一方面，杨氏模量稍变低，导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性变差。Ni量为0.4％以上，并且将[Ni]/[P]设为7以上、40以下，[Ni]/[Sn]设为0.55以上、1.9以下，由此能够将所述特性及平衡指数f2、f21的恶化限制在最小限度内。(参考合金No.7等/试验No.T690、T710、T880、T884等)。

(4)与平均结晶粒径为2～3.5μm时相比，在3.5～5.0μm内越大时，抗拉强度稍低，但应力松弛特性稍微变得良好，或者与工序A1、A11相比，工序A3、A31的抗拉强度稍低，但应力松弛特性稍微变得良好(参考试验No.T18、T19、T22、T23等)。

精轧率越低，抗拉强度稍低，且与工序A11、A31相比，工序A1、A3的抗拉强度稍低，但相对于轧制方向呈0度的方向和呈90度的方向上的抗拉强度、屈服强度之比接近于1.0且应力松弛特性稍微变得良好。

(5)若再结晶热处理工序后的平均再结晶粒径为2.5～4.0μm，则抗拉强度、屈服强度、导电率、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性等各特性良好(参考试验No.T1、T2、T18、T29、T47等)。并且，若平均再结晶粒径为2.5～5.0μm，则相对于轧制方向呈0度的方向和呈90度的方向上的抗拉强度、屈服强度之比为0.98～1.03，几乎没有方向性(参考试验No.T1、T14、T26、T29、T85等)。

(6)若再结晶热处理工序后的平均再结晶粒径小于2.5μm，尤其小于2.0μm，则弯曲加工性变差(参考试验No.T21、T32、T92等)。并且，相对于轧制方向呈0度的方向和呈90度的方向上的抗拉强度、屈服强度之比变差。并且，应力松弛特性也变差。

若平均再结晶粒径小于2.0μm，则即使降低最终精冷轧的冷加工率，弯曲加工性和方向性也不会有太大改善(参考试验No.T28、T46)。

(7)若再结晶热处理工序后的平均再结晶粒径大于8.0μm，则抗拉强度变低(参考试验No.T7、T24、T35、T52、T90、T105等)。

(8)若再结晶热处理工序中的热处理指数It小于460，则再结晶热处理工序后的平均结晶粒径变小，弯曲加工性及应力松弛率恶化(参考试验No.T4等)。并且，若It小于460，则析出颗粒的平均粒径变小，弯曲加工性变差(参考试验No.T4、T21、T32等)。并且，相对于轧制方向呈0度的方向和呈90度的方向上的抗拉强度、屈服强度之比变差。

(9)若再结晶热处理工序中的热处理指数It大于580，则再结晶热处理工序后的析出颗粒的平均粒径变大，抗拉强度及导电率下降。并且，抗拉强度和屈服强度的方向性恶化(参考试验No.T7、T24、T35、T52等)。

(10)若热轧后的冷却速度比设定条件范围慢，则析出颗粒的平均粒径稍微大，成为不均匀的析出状态，抗拉强度较差，应力松弛特性也变差(参考试验No.T13、T41、T57等)。

关于再结晶热处理工序中的热处理指数It的条件范围(460～580)的上限附近的It在565及566的条件下施加热处理的铜合金板，其平均结晶粒径为约5μm而稍变大，但抗拉强度稍低，析出颗粒均匀分布，应力松弛特性良好(参考试验No.T5、T6、T22、T23、T33、T34、T50、T51等)。若较高地采取最终精冷轧的冷加工率，则不会损害本申请发明合金轧材的弯曲加工性及应力松弛特性，而强度有所提高(参考试验No.T2、T19、T63、T80、T6、T23等)。

(11)当退火工序的温度条件为580℃×4小时时，或者若第2冷轧工序中的冷加工率小于设定条件范围，则不满足D0≤D1×4×(RE/100)的关系，再结晶热处理工序后的析出颗粒变大，再结晶晶粒成为较大的晶粒和较小的晶粒混在一起的混粒状态。其结果，平均结晶粒径稍变大，产生抗拉强度和屈服强度的方向性，弯曲加工性恶化(参考试验No.T17、T45等)。

(12)若第2冷轧率较低，则再结晶热处理工序后的析出颗粒变大，再结晶晶粒成为较大的晶粒和较小的晶粒混在一起的混粒状态。其结果，平均结晶粒径稍变大，产生抗拉强度和屈服强度的方向性，弯曲加工性恶化(参考试验No.T15、T43等)。

杨氏模量在本发明合金中均为100kN/mm²以上，但Ni含量越多或者Zn含量越少其越高。并且，若进行恢复热处理则变高。比较例合金No.39未达到100kN/mm²。

焊料润湿性在本发明合金中均优异或良好。即使放置10天，焊料润湿性下降的合金也较少，Ni含量越高且Zn含量越少结果越良好。

(13)若在相当于镀Sn的条件下热处理精轧后的铜合金材料，则铜合金材料的应力松弛特性、弯曲加工性、平衡指数f2、f21、伸展率、方向性、导电率等有所提高。即使省略恢复热处理也具备良好的特性(参考试验No.T9、T25、T37等)。

(14)恢复热处理后，即使在相当于镀Sn的条件下进行热处理，也可维持与恢复热处理之前的铜合金材料同等的抗拉强度、屈服强度、方向性、弹簧特性、杨氏模量、应力松弛特性、弯曲加工性、伸展率、导电率、耐蚀性、平衡指数f2、f21等良好特性(参考试验No.T10、T26、T38等)。

(15)即使以450℃×4小时的间歇式退火实施最终的热处理，若平均结晶粒径、析出物的大小在本申请中规定的范围内，则与高温、短时间退火相比，抗拉强度、屈服强度、方向性、弹簧特性、应力松弛特性、伸展率及平衡指数f2、f21也稍变差，但具备良好的特性。(参考试验No.T11、T27、T39等)。

(16)即使省略第1冷轧工序及退火工序，仅实施第2冷轧工序与再结晶热处理工序(工序B43)，再结晶热处理工序后的金属组织的晶粒及析出颗粒的大小一致，平均结晶粒径为2.0～8.0μm、析出物的平均粒径为4.0～25.0nm，因此可获得与通过包含第1冷轧工序及退火工序在内的工序制造的合金(工序B1)大致同等的抗拉强度、屈服强度、方向性、弹簧特性、杨氏模量、应力松弛特性、弯曲加工性、伸展率、导电率、耐蚀性、平衡指数f2、f21等特性(参考试验No.T12、T171、T56、T611等)。

组成如下。

(1)若P、Co的含量多于第2发明合金的条件范围，则P、Co、Fe的固有影响及再结晶热处理工序后的析出颗粒的平均粒径变小，由此平均结晶粒径变小，平衡指数f2、f21变小。抗拉强度和屈服强度的方向性、弯曲加工性及应力松弛率恶化(参考合金No.23、24/试验No.T92、T93等)。

(2)若Zn、Sn的含量少于第1、第2发明合金的条件范围，则再结晶热处理工序后的平均结晶粒径变大，抗拉强度变低，平衡指数f2、f21变小。并且，抗拉强度和屈服强度的方向性变差，应力松弛率恶化，杨氏模量也变低(参考合金No.26、28/试验No.T96、T100等)。尤其是，即使含有Ni，也得不到与Ni含量相当的效果，应力松弛特性较差。

Zn量为4.5质量％附近是用于满足平衡指数f2、f21、抗拉强度及应力松弛特性的边界值(参考合金No.6、16、161、162、163等)。

Sn量为0.4质量％附近是用于满足平衡指数f2、f21、抗拉强度及应力松弛特性的边界值(参考合金No.7、168、184等)。

(3)若Zn的含量多于发明合金的条件范围，则平衡指数f2、f21较小，导电率、抗拉强度和屈服强度的方向性、应力松弛率及弯曲加工性恶化。并且，耐应力腐蚀破裂性也恶化，杨氏模量也变低(参考合金No.40/试验No.T110等)。

若Sn含量较多，则导电率变差，弯曲加工性也不会太好(参考合金No.30/试验No.T102)。

Ni量超过0.35质量％且应力松弛特性优异的合金中，若Ni/P的值脱离7～40，并且Ni/Sn的值脱离优选范围的0.55～1.9，则得不到与Ni含量相当的效果，应力松弛特性也不会太好(参考合金No.29、44、45等)。含有较多Ni时杨氏模量变高。尤其有关应力松弛特性，可认为Ni/Sn：0.55、Ni/Sn：1.9是Zn为8.5％以上、组成指数f1为17以上合金时的1个阈值(参考合金No.182、184等)。同样，可认为Ni/P：7及Ni/P：40是1个阈值(参考合金No.181、185等)。

(4)若组成指数f1小于发明合金的条件范围，则再结晶热处理工序后的平均结晶粒径较大，抗拉强度较低，抗拉强度和屈服强度的方向性也较差。并且，应力松弛率较差(参考试验No.T103、T105、T106等)。尤其是即使含有0.35％以上的Ni，也得不到与Ni含量相当的效果，应力松弛特性较差。并且，组成指数f1的值约11是用于满足平衡指数f2、f21、抗拉强度及应力松弛特性的边界值(参考合金No.163等)。并且，若组成指数f1的值超过12，则平衡指数f2、f21、抗拉强度及应力松弛特性进一步变得良好(参考合金No.166、167等)。

(5)若组成指数f1大于发明合金的条件范围，则导电率较低，平衡指数f2、f21较小，抗拉强度和屈服强度的方向性、弯曲加工性也较差。并且，杨氏模量较低、耐应力腐蚀破裂性及应力松弛率也较差(参考试验No.T111、112等)。并且，组成指数f1的值约19是用于满足平衡指数f2、f21、导电率、弯曲加工性、杨氏模量、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性及方向性的边界值(参考合金No.183、41、42等)。另外，若组成指数f1的值小于18，则平衡指数f2、f21、导电率、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性、抗拉强度和屈服强度的方向性、弯曲加工性变得良好(参考合金No.7、8、9等)。

如以上，即使Zn、Sn、Ni、P、Co及Fe的浓度在预定的浓度范围内，若组成指数f1的值脱离11～19的范围，则不满足平衡指数f2、f21、导电率、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性及方向性中任一种。

(6)若含有0.05质量％的Cr，则平均结晶粒径变小，弯曲加工性、方向性变差(参考合金No.38/试验No.T108)。

产业上的可利用性

本发明的用作端子或连接器材料的铜合金板，其强度较高，杨氏模量较高、耐蚀性较佳，导电率、抗拉强度及伸展率的平衡优异、焊料润湿性优异，且抗拉强度和屈服强度没有方向性。因此，本发明的用作端子或连接器材料的铜合金板不仅能够作为连接器、端子，还能够作为继电器、弹簧、开关、半导体用途、引线框架等的构成材料较佳地加以适用。

Claims

1.一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其特征在于，

该用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、P的含量[P]质量％及Ni的含量[Ni]质量％具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，Ni为0.35～0.85质量％时，具有7≤[Ni]/[P]≤40的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

2.一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其特征在于，

该用作端子或连接器材料的铜合金板含有4.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.20～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、P的含量[P]质量％，Co的含量[Co]质量％及Ni的含量[Ni]质量％具有11≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，Ni为0.35～0.85质量％时，具有7≤[Ni]/[P]≤40的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

3.一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其特征在于，

该用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、P的含量[P]质量％及Ni的含量[Ni]质量％具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，具有7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，耐应力腐蚀破裂性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

4.一种用作端子或连接器材料的铜合金板，其特征在于，

该用作端子或连接器材料的铜合金板含有8.5～12.0质量％的Zn、0.40～0.9质量％的Sn、0.01～0.08质量％的P及0.40～0.85质量％的Ni，并且含有0.005～0.08质量％的Co及0.004～0.04质量％的Fe中任意一种或两种，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，Zn的含量[Zn]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、P的含量[P]质量％，Co的含量[Co]质量％及Ni的含量[Ni]质量％具有17≤[Zn]+7.5×[Sn]+16×[P]+10×[Co]+3.5×[Ni]≤19的关系，并且，具有7≤[Ni]/[P]≤40且0.55≤[Ni]/[Sn]≤1.9的关系，平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，导电率为29％IACS以上，作为耐应力松弛特性在150℃、1000小时的条件下应力松弛率为30％以下，弯曲加工性在W弯曲中为R/t≤0.5，焊料润湿性优异，耐应力腐蚀破裂性优异，杨氏模量在100×10³N/mm²以上。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的用作端子或连接器材料的铜合金板，其特征在于，

该用作端子或连接器材料的铜合金板通过包括对铜合金材料进行冷轧的精冷轧工序及根据需要在所述精冷轧工序之后实施的恢复热处理工序的制造工序来制造，所述铜合金材料的平均结晶粒径为2.0～8.0μm，圆形或椭圆形的析出物的平均粒径为4.0～25.0nm或者在所述析出物中粒径为4.0～25.0nm的析出物所占的个数比例为70％以上，

导电率设为C％IACS，相对于轧制方向呈0度的方向上的抗拉强度、屈服强度及伸展率分别设为Pw、Py及L％、其中抗拉强度和屈服强度的单位为N/mm²时，在所述精冷轧工序之后，或者所述恢复热处理工序之后，C≥29、Pw≥500、3200≤[Pw×{(100+L)/100}×C^1/2]≤4100，或者C≥29、Py≥480、3100≤[Py×{(100+L)/100}×C^1/2]≤4000，相对于轧制方向呈0度的方向的抗拉强度与相对于轧制方向呈90度的方向的抗拉强度之比为0.95～1.05，或者相对于轧制方向呈0度的方向的屈服强度与相对于轧制方向呈90度的方向的屈服强度之比为0.95～1.05。

6.一种用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法，其特征在于，其为制造权利要求1至5中任一项所述的用作端子或连接器材料的铜合金板的方法，

依次包括热轧工序、冷轧工序、再结晶热处理工序及精冷轧工序，所述热轧工序的热轧开始温度为800～940℃，最终轧制后的温度或者650℃至350℃的温度区域的铜合金材料的冷却速度为1℃/秒以上，所述冷轧工序中的冷加工率为55％以上，所述再结晶热处理工序具备：加热步骤，将所述铜合金材料加热成预定温度；保持步骤，在该加热步骤后，以预定温度将该铜合金材料保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤后，将该铜合金材料冷却至预定温度，在所述再结晶热处理工序中，该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax℃、在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm分钟、所述冷轧工序中的冷加工率设为RE％时，550≤Tmax≤790、0.04≤tm≤2、460≤{Tmax-40×tm^-1/2-50×(1-RE/100)^1/2}≤580。

7.根据权利要求6所述的用作端子或连接器材料的铜合金板的制造方法，其特征在于，

在所述精冷轧工序之后实施恢复热处理工序，在所述恢复热处理工序中，该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2℃、在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间设为tm2分钟、所述精冷轧工序中的冷加工率设为RE2％时，160≤Tmax2≤650、0.02≤tm2≤200、60≤{Tmax2-40×tm2^-1/2-50×(1-RE2/100)^1/2}≤360。